本發(fā)明涉及適合于制造成形性優(yōu)異的不銹鋼冷軋鋼板的不銹鋼冷軋鋼板用坯料及其制造方法。

背景技術(shù)：

鐵素體系不銹鋼(鋼板)，由于價格低廉、耐腐蝕性優(yōu)異而使用于建材、運輸器械、家電制品、廚房器具、汽車零件等各種用途，其應(yīng)用范圍近年來不斷擴大。為了應(yīng)用于這些用途，不僅對耐腐蝕性有要求，而且還要求其具有能夠加工成規(guī)定形狀的足夠的成形性(伸長較大(以下，有時將伸長足夠大的情況稱為具有延展性)、平均蘭克福特(lankford)值(以下亦稱平均r值)大)以及優(yōu)異的耐起皺特性。另外，在應(yīng)用于需要表面美觀性的用途時，優(yōu)異的表面性狀也是必不可少的。

針對上述要求，專利文獻1中公開了一種成形性和耐起皺特性優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼，這種鐵素體系不銹鋼的特征是含有如下質(zhì)量％的成分：C：0.02％～0.06％，Si：1.0％以下，Mn：1.0％以下，P：0.05％以下，S：0.01％以下，Al：0.005％以下，Ti：0.005％以下，Cr：11％～30％，Ni：0.7％以下，且滿足0.06≤(C+N)≤0.12，1≤N/C，以及1.5×10^-3≤(V×N)≤1.5×10^-2(C、N、V分別表示各種元素的質(zhì)量％)。然而，在專利文獻1中，在熱軋后需要進行所謂的箱式退火(例如在860℃條件下進行8小時的退火)。如果包括加熱、冷卻過程在內(nèi)的話，這樣的箱式退火需要一周左右的時間，生產(chǎn)率比較低。

另一方面，專利文獻2中公開了一種加工性和表面性狀優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼，這種鐵素體系不銹鋼的特征是將含有質(zhì)量％為C： 0.01％～0.10％，Si：0.05％～0.50％，Mn：0.05％～1.00％，Ni：0.01％～0.50％，Cr：10％～20％，Mo：0.005％～0.50％，Cu：0.01％～0.50％，V：0.001％～0.50％，Ti：0.001％～0.50％，Al：0.01％～0.20％，Nb：0.001％～0.50％，N：0.005％～0.050％以及B：0.00010％～0.00500％的鋼進行過熱軋后，用箱型爐或者AP線(annealing and pickling line(退火酸洗線))的連續(xù)爐在鐵素體單相溫度區(qū)域進行熱軋板退火，然后再進行冷軋和冷軋板退火。然而，使用箱型爐的情況(箱式退火)下，與上述專利文獻1一樣，存在生產(chǎn)率比較低這樣的問題。另外，雖然沒有提及任何與伸長有關(guān)的內(nèi)容，但是使用連續(xù)退火爐在鐵素體單相溫度區(qū)域進行熱軋板退火的情況下，由于退火溫度低，所以重結(jié)晶不充分，與在鐵素體單相溫度區(qū)域進行箱式退火的情況相比，有時伸長會降低。另外，專利文獻2那樣的鐵素體系不銹鋼，一般會生成具有與在鑄造或者熱軋時相類似的結(jié)晶取向的晶粒群(群落)，存在有在成型后產(chǎn)生褶皺這樣的問題。

專利文獻

專利文獻1：日本特許第3584881號公報(國際公布WO00/60134號)

專利文獻2：日本特許第3581801號公報(日本特開2001-3134號)

技術(shù)實現(xiàn)要素：

發(fā)明所要解決的技術(shù)問題

本發(fā)明的目的是，解決上述問題，提供一種適合于鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的冷軋用坯料及其制造方法，其中，所述的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板既具有足夠的耐腐蝕性和耐起皺特性，同時成形性及表面性狀也優(yōu)異。

此外，在本發(fā)明中，所謂足夠的耐腐蝕性，意味著針對在用#600砂紙對表面進行研磨拋光后將端面部封起來而得到的鋼板，進行了8個循環(huán)的由JIS H 8502規(guī)定的鹽水噴霧循環(huán)試驗((鹽水噴霧(35 ℃、5％NaCl、噴霧2h)→干燥(60℃、相對濕度40％、4h)→濕潤(50℃、相對濕度≥95％、2h))為1個循環(huán)的試驗)的情況下，鋼板表面的生銹面積率(＝生銹面積/鋼板總面積×100[％])在25％以下。

另外，所謂優(yōu)異的成形性，意味著按照J(rèn)IS Z2241標(biāo)準(zhǔn)進行的拉伸試驗的斷裂伸長率(E1)，在與軋制方向成直角方向的試驗片上為25％以上，按照J(rèn)IS Z2241標(biāo)準(zhǔn)進行的拉伸試驗中，在施以15％的變形時根據(jù)下述(1)式計算出的平均r值在0.70以上。

平均r值＝(rL+2×r_D+r_C)/4 (1)

這里，r_L，是在與軋制方向平行的方向上進行了拉伸試驗時的r值，r_D是在與軋制方向成45°角的方向上進行了拉伸試驗時的r值，r_C是在與軋制方向成直角的方向上進行了拉伸試驗時的r值。

還有，所謂耐起皺特性良好，意味著在用#600砂紙對按照J(rèn)IS Z 2201標(biāo)準(zhǔn)選取的JIS5號拉伸試驗片的一個面進行研磨，通過單軸拉伸施以20％的預(yù)變形后，針對表面，按照J(rèn)IS B 0601-2001標(biāo)準(zhǔn)，測定拉伸試驗片的平行部中央的起伏，最大起伏(起皺高度)在2.5μm以下。

解決問題所采取的手段

發(fā)明人為了解決上述問題而進行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過選用適當(dāng)?shù)某煞?，將金相組織中所含有的維氏硬度在HV500以下的馬氏體相的面積率為10％～60％的鋼板用作冷軋用坯料，在常規(guī)的冷軋和冷軋板退火后，能夠得到具有足夠的耐腐蝕性、成形性和耐起皺特性的不銹鋼冷軋鋼板。另外，發(fā)現(xiàn)這種不銹鋼冷軋鋼板表面性狀也優(yōu)異。

本發(fā)明是基于以上的見解而做出的，以下是其主要內(nèi)容。

(1)一種不銹鋼冷軋鋼板用坯料，其含有如下質(zhì)量％的成分：C：0.007％～0.05％，Si：0.02％～0.50％，Mn：0.05％～1.0％，P：0.04％以下，S：0.01％以下，Cr：15.5％～18.0％，Al：0.001％～0.10％，N：0.01％～0.06％，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，且 具有面積率為10％～60％的馬氏體相和余量由鐵素體相構(gòu)成的金相組織，而且，所述馬氏體相的硬度在HV500以下。

(2)一種不銹鋼冷軋鋼板用坯料，其含有如下質(zhì)量％的成分：C：0.01％～0.05％，Si：0.02％～0.50％，Mn：0.2％～1.0％，P：0.04％以下，S：0.01％以下，Cr：16.0％～18.0％，Al：0.001％～0.10％，N：0.01％～0.06％，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，且具有面積率為10％～60％的馬氏體相和余量由鐵素體相構(gòu)成的金相組織，而且，所述馬氏體相的硬度在HV500以下。

(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的不銹鋼冷軋鋼板用坯料，其中，還滿足質(zhì)量％為：C：0.035％以下，Si：0.25％～不足0.40％，Mn：0.35％以下。

(4)根據(jù)上述(1)或(2)所述的不銹鋼冷軋鋼板用坯料，其中，還滿足質(zhì)量％為：Si：不足0.25％或者Mn：超過0.35％。

(5)根據(jù)上述(1)～(4)中任意一項所述的不銹鋼冷軋鋼板用坯料，其進一步含有從如下質(zhì)量％的成分中選擇的一種或二種以上的成分：Cu：0.1％～1.0％，Ni：0.1％～1.0％，Mo：0.1％～0.5％，Co：0.01％～0.2％。

(6)根據(jù)上述(1)～(5)中任意一項所述的不銹鋼冷軋鋼板用坯料，其進一步含有從如下質(zhì)量％的成分中選擇的一種或二種以上的成分：V：0.01％～0.25％，Ti：0.001％～0.10％，Nb：0.001％～0.10％，Mg：0.0002％～0.0050％，B：0.0002％～0.0050％，REM：0.01％～0.10％，Ca：0.0002％～0.0020％。

(7)一種不銹鋼冷軋鋼板用坯料的制造方法，針對具有上述(1)～(6)中任意一個方案所述的成分組成的鋼坯實施熱軋，接著進行如下退火，即：在880℃～1050℃的溫度范圍保持5秒鐘～15分鐘，在350℃～150℃的溫度范圍以10℃/sec以下的冷卻速度進行冷卻。

此外，在本說明書中，表示鋼的成分的％均為質(zhì)量％。

發(fā)明的效果

只要使用本發(fā)明的不銹鋼冷軋用坯料，就能得到既具有足夠的 耐腐蝕性和耐起皺特性，成形性也優(yōu)異，不發(fā)生起因于熱軋或者熱軋板退火的線狀瑕疵、表面性狀優(yōu)異的不銹鋼冷軋鋼板，產(chǎn)生極大的工業(yè)效果。

附圖說明

圖1是表示鐵素體相和馬氏體相的金相組織學(xué)特征的圖(光學(xué)顯微鏡照片)。

具體實施方式

以下，詳細(xì)說明本發(fā)明。

本發(fā)明的不銹鋼冷軋鋼板用坯料的特征是，含有質(zhì)量％如下的成分：C：0.007％～0.05％，Si：0.02％～0.50％，Mn：0.05％～1.0％，P：0.04％以下，S：0.01％以下，Cr：15.5％～18.0％，Al：0.001％～0.10％，N：0.01％～0.06％，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，具有面積率為10％～60％的馬氏體相和余量由鐵素體相構(gòu)成的金相組織，而且，所述馬氏體相的硬度在HV500以下。

本發(fā)明的不銹鋼冷軋鋼板用坯料可通過如下步驟進行制造：在熱軋后，進行在鐵素體相和奧氏體相的二相共存溫度區(qū)域即880℃～1050℃的溫度條件下保持5秒鐘～15分鐘的熱軋板退火，接著，在350℃～150℃溫度范圍以10℃/sec以下的冷卻速度進行冷卻。

通過對本發(fā)明的不銹鋼冷軋用坯料進行常規(guī)的冷軋和冷軋板退火，能夠得到具有足夠的耐腐蝕性和成形性，且耐起皺特性和表面性狀優(yōu)異的不銹鋼冷軋鋼板。

首先，對本發(fā)明的技術(shù)內(nèi)容進行詳細(xì)說明。

發(fā)明人對于棄用箱式退火(罩式退火)那樣的長時間熱軋板退火，而是通過使用生產(chǎn)率高的連續(xù)退火爐進行短時間的熱軋板退火得到規(guī)定的加工性的技術(shù)進行了研討。使用連續(xù)退火爐的現(xiàn)有技術(shù)中存在的問題是，由于退火是在鐵素體單相溫度區(qū)域進行的緣故，重結(jié)晶不能充分發(fā)生，無法獲得足夠的伸長率，同時由于群落殘留 到冷軋板退火后，因而，耐起皺特性差。于是，發(fā)明人構(gòu)思出這樣一個方案：在鐵素體相與奧氏體相二相共存區(qū)域進行熱軋板退火后，通過以規(guī)定的冷卻速度進行冷卻，生成規(guī)定面積率和硬度的馬氏體，接著，通過常規(guī)進行冷軋和冷軋板退火，使其最終再度成為鐵素體相組織。

即：在比鐵素體單相溫度區(qū)域溫度高的鐵素體相與奧氏體的二相共存區(qū)域進行熱軋板退火，促進鐵素體相的重結(jié)晶。其結(jié)果是，由于熱軋而引入了加工變形的鐵素體結(jié)晶粒殘留到冷軋板退火后這種問題得以規(guī)避，提高了冷軋板退火后的伸長率。另外，由于在通過熱軋板退火從鐵素體相生成奧氏體相時，奧氏體相生成為具有不同于退火前的鐵素體相的結(jié)晶取向，所以鐵素體相的群落受到有效地破壞，改善了平均r值和耐起皺特性。

然而，在進行了進一步研討后得知，在針對以往成分的鋼在上述的鐵素體相與奧氏體相的二相共存區(qū)域進行熱軋板退火時，會產(chǎn)生在冷軋板退火后產(chǎn)生順著軋制方向的線狀的瑕疵(以下記作線狀瑕疵)，表面性狀顯著降低這樣的新問題。

為了兼顧成形性與表面性狀，發(fā)明人對于由于在鐵素體相與奧氏體相的二相共存區(qū)域進行熱軋板退火而發(fā)生線狀瑕疵的原因做了調(diào)查。

調(diào)查結(jié)果是，得知了線狀瑕疵起因于存在于熱軋板退火后的鋼板表層部的顯著硬質(zhì)的馬氏體相。即：發(fā)現(xiàn)了在熱軋板退火后的鋼板表層部中存在顯著硬質(zhì)的馬氏體相時，在此之后的冷軋過程中，會在顯著硬質(zhì)的馬氏體相與鐵素體相的界面上發(fā)生應(yīng)力集中而產(chǎn)生微小龜裂，這些龜裂在冷軋板退火后成為線狀瑕疵。馬氏體相是在鐵素體相與奧氏體相的二相共存區(qū)域的熱軋板退火過程中所生成的奧氏體相在冷卻過程中發(fā)生相變而生成的。發(fā)明人對組織中的各馬氏體結(jié)晶粒的硬度做了調(diào)查，發(fā)現(xiàn)大部分馬氏體相維氏硬度在HV300～HV400左右，而一部分馬氏體相卻是HV超過500這種程度的顯著硬質(zhì)，冷軋過程中的微小龜裂就發(fā)生在該HV超過500的 顯著硬質(zhì)的馬氏體相與鐵素體相的界面處。

于是，發(fā)明人構(gòu)思出這樣一個方案：把在鐵素體相與奧氏體相的二相共存區(qū)域進行了短時間退火后的冷卻過程的(特別是350℃～150℃溫度范圍內(nèi))的冷卻速度控制在10℃/sec以下。即：在本發(fā)明的鋼中，馬氏體相是在從退火溫度到室溫的冷卻過程中由奧氏體相相變而生成的。通過降低冷卻速度，來延長鋼板溫度從馬氏體相變開始(有時記作Ms點)到成為室溫的這段溫度區(qū)域的時間。通過這樣控制，使因通過了Ms點而生成的馬氏體相發(fā)生自回火，能夠?qū)ⅠR氏體相的硬度軟化到HV500以下。這使得既能得到因馬氏體相的存在而使冷軋板退火后的材質(zhì)(r值，耐起皺特性)改善的效果，又能規(guī)避起因于顯著硬質(zhì)的馬氏體相的線狀瑕疵的發(fā)生成為可能。

上述研討結(jié)果表明，使金相組織中存在規(guī)定量的馬氏體相以及將馬氏體相軟化很重要。在本發(fā)明中，基于上述見解，首先是使馬氏體相的面積率為10％～60％。在本發(fā)明中，通過熱軋板退火生成奧氏體相，得到消除熱軋板上的鐵素體相的群落的效果。并且，由于熱軋板退火后存在馬氏體相，所以可使讓耐起皺特性得到改善進而可使r值得到改善的γ-纖維集合組織足夠發(fā)達(dá)。如上所述，由馬氏體相產(chǎn)生的這些效果也能通過下面這些手段來促進：由于馬氏體相的舊奧氏體晶界、區(qū)塊(日語：ブ口シク)或者板條邊界作為最后退火時的鐵素體相的重結(jié)晶地點而發(fā)揮功能，促進了冷軋板退火時的重結(jié)晶。在熱軋板退火后的馬氏體相的面積率為10％以上時能夠獲得這些效果。另一方面，馬氏體相的面積率超過60％時，熱軋退火板硬化，冷軋工序中產(chǎn)生邊裂、板形不良，在制造上并不推崇。因此，使馬氏體相的面積率為10％～60％，優(yōu)選10％～50％的范圍，進一步優(yōu)選在10％～40％的范圍。

此外，本發(fā)明的鋼的鋼成分范圍中，由于在熱軋板退火溫度時生成的奧氏體相基本上全部都相變?yōu)轳R氏體相，所以在熱軋板退火溫度時生成的奧氏體相的面積率與熱軋板退火后的馬氏體相的面積率基本相等。該奧氏體相的面積率依存于成分(特別是C、N、Si、 Mn、Cr、Ni、Cu)和熱軋板退火溫度。因此，所期望的馬氏體相的面積率能夠通過對成分和熱軋板退火溫度的控制得到。

另外，馬氏體相的面積率可以通過下文將敘述的實施例中的所述的方法進行測定。

而且，在本發(fā)明中，馬氏體相的硬度在HV500以下。為了得到良好的耐起皺特性、高平均r值，如上所述，需要使熱軋退火板中存在規(guī)定量的馬氏體相。然而，當(dāng)有超過HV500的顯著硬質(zhì)馬氏體相存在時，冷軋時就會因硬質(zhì)馬氏體相與鐵素體相的硬度差而從兩相的界面生成微小龜裂，該微小龜裂在冷軋板退火后成為順著軋制方向的線狀的缺陷而呈現(xiàn)出來，鋼板的表面美觀性降低。因此，需要使熱軋退火板的馬氏體相的硬度在HV500以下，優(yōu)選在HV475以下，進一步優(yōu)選在HV450以下。此外，馬氏體相的硬度可通過熱軋板退火后的冷卻速度進行控制。

下面，對本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼的成分組成進行說明。

以下，如無特別限定，則％意味著質(zhì)量％。

C：0.007％～0.05％

C具有促進奧氏體相的生成，使熱軋板退火時鐵素體相與奧氏體相出現(xiàn)的二相共存溫度區(qū)域擴大的效果。為了獲得這種效果，需要使其含量在0.007％以上。然而，C量超過0.05％時，鋼板硬質(zhì)而延展性降低。另外，即使作為本發(fā)明，也由于在熱軋板退火后有顯著硬質(zhì)的馬氏體相生成，誘發(fā)冷軋板退火后的線狀瑕疵，故并不推崇。因此，使C量在0.007％～0.05％的范圍，下限優(yōu)選為0.01％，進一步優(yōu)選為0.015％；上限優(yōu)選為0.03％，進一步優(yōu)選為0.025％。

Si：0.02％～0.50％

Si是在鋼熔煉時作為脫氧劑而發(fā)揮作用的元素。為了獲得這種效果，需要使其含量在0.02％以上。然而，Si量超過0.50％時，鋼板會硬化，從而熱軋時的軋制負(fù)荷增大。另外，冷軋板退火后的延展性降低。因此，使Si量在0.02％～0.50％的范圍，優(yōu)選在0.10％～0.35％的范圍，進一步優(yōu)選在0.25％～0.30％的范圍。

Mn：0.05％～1.0％

Mn與C一樣，具有促進奧氏體相的生成，使熱軋板退火時鐵素體相與奧氏體相出現(xiàn)的二相共存溫度區(qū)域擴大的效果。為了獲得這種效果，需要使其含量在0.05％以上。然而，Mn量超過1.0％時，MnS的生成量會增加，從而耐腐蝕性降低。因此，使Mn量在0.05％～1.0％的范圍，下限優(yōu)選為0.1％，進一步優(yōu)選為0.2％。上限優(yōu)選為0.8％，進一步優(yōu)選為0.3％。

P：0.04％以下

P由于是助長緣于晶界偏析的晶界破壞的元素的緣故而希望其含量低一些，將其上限設(shè)為0.04％，優(yōu)選為0.03％以下。

S：0.01％以下

S是以MnS等硫化物系夾雜物的形式存在，使延展性、耐腐蝕性等性能降低的元素。特別是在其含量超過0.01％時，這種不良影響顯著發(fā)生。因此希望S量極其低，在本發(fā)明中，將S量的上限規(guī)定為0.01％，優(yōu)選在0.007％以下，進一步優(yōu)選在0.005％以下。

Cr：15.5％～18.0％

Cr使具有在鋼板表面形成鈍化膜而使其耐腐蝕性提高的效果的元素。為了獲得這種效果，需要使Cr量在15.5％以上。然而，Cr量超過18.0％時，熱軋板退火時奧氏體相的生成會不充分，得不到規(guī)定的材料特性。因此，使Cr量在15.5％～18.0％的范圍，優(yōu)選在16.0％～18.0％的范圍，進一步優(yōu)選在16.0％～17.25％的范圍。

Al：0.001％～0.10％

Al與Si一樣，是作為脫氧劑而發(fā)揮作用的元素。為了獲得這種效果，需要使其含量在0.001％以上。然而，Al量超過0.10％時，Al₂O₃等Al系夾雜物增加，表面性狀容易降低。因此，使Al量在0.001％～0.10％的范圍，優(yōu)選在0.001％～0.07％的范圍，進一步優(yōu)選在0.001％～0.05％的范圍，更加優(yōu)選在0.001％～0.03％的范圍。

N：0.01％～0.06％

N與C、Mn一樣，具有促進奧氏體相的生成，使熱軋板退火時 鐵素體相與奧氏體相出現(xiàn)的二相共存溫度區(qū)域擴大的效果。為了獲得這種效果，需要使N量在0.01％以上。然而，N量超過0.06％時，不僅延展性會顯著降低，而且還會發(fā)生由于助長了Cr氮化物的析出而使得耐腐蝕性降低的情況。因此，使N量在0.01％～0.06％的范圍，優(yōu)選在0.01％～0.05％的范圍，進一步優(yōu)選在0.02％～0.04％的范圍。

進而還發(fā)現(xiàn)，如下所述，通過使C：0.035％以下，Si：0.25％～不足0.40％，Mn：0.35％以下，能夠使斷裂伸長率在27％以上。通過把作為鐵素體生成元素的Si和作為奧氏體生成元素的C及Mn調(diào)整到合適的范圍，能夠使奧氏體相生成的下限溫度向高溫側(cè)轉(zhuǎn)移。藉此能夠在鐵素體單相溫度區(qū)域進行冷軋板退火，從而得到晶粒充分生長后的鐵素體單相組織。其結(jié)果是，能夠使斷裂伸長率在27％以上。

C：0.035％以下，Si：0.25％～不足0.40％，Mn：0.35％以下

如上所述，C促進奧氏體相的生成，使熱軋板退火時鐵素體相與奧氏體相出現(xiàn)的二相共存溫度區(qū)域擴大。在使奧氏體相生成的下限溫度向高溫側(cè)轉(zhuǎn)移從而使斷裂伸長率在27％以上的情況下，使C量在0.035％以下。C量優(yōu)選在0.030％以下，進一步優(yōu)選在0.025％以下。

Si是促進鐵素體相的生成，使熱軋板退火時奧氏體相出現(xiàn)的下限溫度高溫化的元素。為了獲得這種效果，需要使Si量在0.25％以上。另一方面，Si量成為0.40％以上時，鋼板會硬化從而冷軋板退火后的延展性降低，得不到27％以上的斷裂伸長率。因此，使斷裂伸長率在27％以上時，除了使C量在0.035％以下，還要使Si量在0.25％以上、不足0.40％的范圍。Si量優(yōu)選在0.25％～0.35％的范圍，進一步優(yōu)選在0.25％～0.30％的范圍。

Mn與C一樣，促進奧氏體相的生成。Mn量超過0.35％時，奧氏體相生成的下限溫度不上升，得不到27％以上的斷裂伸長率。因此，使斷裂伸長率在27％以上時，除了使C量在0.035％以下，Si量在0.25％以上、不足0.40％，還要使Mn量在0.35％以下。Mn量 優(yōu)選在0.10％～0.30％的范圍，進一步優(yōu)選在0.15％～0.25％的范圍。

進而發(fā)現(xiàn)，如下所述，通過使Si：不足0.25％或者Mn：超過0.35％，|Δr|會變小。通過把作為鐵素體生成元素的Si和作為奧氏體生成元素的Mn調(diào)整到合適的范圍，能夠使冷軋板退火時的組織成為有幾個％的微量奧氏體相擴散的奧氏體相和鐵素體相的二相。只要在這種狀態(tài)下進行退火，擴散的奧氏體相就會成為障礙物，鐵素體晶粒在各個方向上相似地進行晶粒生長，金相組織的各向異性得到緩和，|Δr|變小。

Si：不足0.25％或者Mn：超過0.35％

通過使Si量不足0.25％或者使Mn量超過0.35％，在適量的奧氏體相存在的奧氏體相與鐵素體相的二相共存溫度區(qū)域進行冷軋板退火，能夠使冷軋退火板的|Δr|在0.2以下。而且還發(fā)現(xiàn)，在這種情況下，平均r值和Δr鮮受冷軋率的影響。根據(jù)以往的成分和制造方法，由于冷軋板退火后的平均r值和Δr隨冷軋率而變動，所以為了獲得規(guī)定的材質(zhì)，需要使冷軋率在規(guī)定值以上。因此，為了制造規(guī)定板厚的冷軋鋼板，需要按各種成品板厚分別制造熱軋鋼板。然而，如果是Si：不足0.25％或者Mn：超過0.35％的本發(fā)明的不銹鋼冷軋用坯料，則由于由冷軋板退火后的材質(zhì)帶來的對冷軋率的影響較小的緣故，無需對熱軋鋼板成品板厚細(xì)分制造，能夠大大提高熱軋工序的生產(chǎn)率。

余量是Fe和不可避免的雜質(zhì)。

雖然通過以上的成分組成即可得到本發(fā)明的效果，但是還可以以提高制造性或者材料特性為目的而含有以下元素。

從Cu：0.1％～1.0％，Ni：0.1％～1.0％，Mo：0.1％～0.5％，Co：0.01％～0.2％當(dāng)中選擇的一種或者二種以上

Cu和Ni均為使耐腐蝕性提高的元素，特別是在要求高耐腐蝕性的情況下，含有Cu和Ni是有效的。另外，Cu和Ni具有促進奧氏體相的生成，使熱軋板退火時鐵素體相與奧氏體相出現(xiàn)的二相共存溫度區(qū)域擴大的效果。這些效果在Cu和Ni分別含有0.1％以上時 變得顯著。然而，Cu含量超過1.0％時，有時熱加工性會降低，故并不推崇。因此，在含有Cu時，使其含量在0.1％～1.0％，優(yōu)選在0.2％～0.8％的范圍，進一步優(yōu)選為0.3％～0.5％的范圍。Ni含量超過1.0％時，加工性會降低，故并不推崇。因此，在含有Ni時，使其含量在0.1％～1.0％，優(yōu)選在0.1％～0.6％的范圍，進一步優(yōu)選在0.1％～0.3％的范圍。

Mo是使耐腐蝕性提高的元素，特別是在要求高耐腐蝕性的情況下含有Mo是有效的。這種效果在Mo含量為0.1％以上時變得顯著。然而，Mo含量超過0.5％時，熱軋板退火時奧氏體相的生成不充分，得不到規(guī)定的材料特性，故并不推崇。因此，在含有Mo時，使其含量在0.1％～0.5％，優(yōu)選在0.1％～0.3％的范圍。

Co是提高韌性的元素。這種效果可通過含有0.01％以上的Co得到。另一方面，含量超過0.2％時，會使制造性降低。因此，在含Co時，使其含量在0.01％～0.2％的范圍。

從V：0.01％～0.25％，Ti：0.001％～0.10％，Nb：0.001％～0.10％，Mg：0.0002％～0.0050％，B：0.0002％～0.0050％，REM：0.01％～0.10％，Ca：0.0002％～0.0020％當(dāng)中選擇的一種或者二種以上

V：0.01％～0.25％

V與鋼中的C和N化合，降低固溶C、N。藉此使平均r值得到改善。進而，控制熱軋板上的碳氮化物析出行為從而抑制起因于熱軋、退火的線狀瑕疵的發(fā)生，改變表面性狀。為了獲得這些效果，需要使含V量在0.01％以上。然而，V量超過0.25％時，不僅加工性會降低，同時還會招致制造成本的上升。因此，含V時，使其含量在0.01％～0.25％的范圍，優(yōu)選在0.03％～0.20％的范圍，進一步優(yōu)選在0.05％～0.15％的范圍。

Ti：0.001％～0.10％，Nb：0.001％～0.10％

Ti和Nb與V一樣，是與C和N的親和性高的元素，具有在熱軋時作為碳化物或者氮化物析出，使母相中的固溶C、N減少，使 最后的退火后的加工性提高的效果。為了獲得這些效果，需要含有0.001％以上的Ti、0.001％以上的Nb。然而，Ti量超過0.10％或者Nb量超過0.10％時，會由于過量的TiN和NbC的析出而不能得到良好的表面性狀。因此，含Ti時，使其含量在0.001％～0.10％的范圍，含Nb時，使其含量在0.001％～0.10％的范圍。Ti量優(yōu)選在0.001％～0.015％的范圍，進一步優(yōu)選在0.003％～0.010％的范圍。Nb量優(yōu)選在0.001％～0.030％的范圍，進一步優(yōu)選在0.005％～0.020％的范圍。

Mg：0.0002％～0.0050％

Mg是具有使熱加工性提高的效果的元素。為了獲得這種效果，需要使其含量在0.0002％以上。然而，Mg量超過0.0050％時，表面品質(zhì)會降低。因此，含Mg時，使其含量在0.0002％～0.0050％的范圍，優(yōu)選在0.0005％～0.0035％的范圍，進一步優(yōu)選在0.0005％～0.0020％的范圍。

B：0.0002％～0.0050％

B對于防止低溫二次加工脆化有效的元素。為了獲得這種效果，需要使其含量在0.0002％以上。然而，B量超過0.0050％時，熱加工性會降低。因此，含B時使其含量在0.0002％～0.0050％的范圍，優(yōu)選在0.0005％～0.0035％的范圍，進一步優(yōu)選在0.0005％～0.0020％的范圍。

REM：0.01％～0.10％

REM是使抗氧化性提高的元素，特別是，其具有抑制焊接部的氧化皮膜的形成、提高焊接部的耐腐蝕性的效果。為了獲得這種效果，需要使其含量在0.01％以上。然而，REM含量超過0.10％時，會使冷軋退火時的酸洗性等制造性降低。另外，由于REM是昂貴的元素，所以過度含有會招致制造成本的增加，故并不推崇過度含有REM。因此，含REM時，使其含量在0.01％～0.10％的范圍。

Ca：0.0002％～0.0020％

Ca對于防止在連續(xù)鑄造時容易發(fā)生的緣于Ti系內(nèi)含物系夾雜物的結(jié)晶的噴嘴堵塞是有效的成分。為了獲得這種效果，需要使其含 量在0.0002％以上。然而，Ca量超過0.0020％時，會有CaS生成，從而耐腐蝕性降低。因此，含Ca時，使其含量在0.0002％～0.0020％的范圍，優(yōu)選在0.0005％～0.0015％的范圍，進一步優(yōu)選為0.0005％～0.0010％的范圍。

下面對本發(fā)明的不銹鋼冷軋用坯料的制造方法進行說明。

本發(fā)明的不銹鋼冷軋用坯料可通過如下方法得到：對具有上述成分組成的鋼板坯實施熱軋，接著進行在880℃～1050℃的溫度范圍保持5秒鐘～15分鐘，在350℃～150℃的溫度范圍以10℃/sec以下的冷卻速度進行冷卻的退火。

把具有上述成分組成的鋼水，用轉(zhuǎn)爐、電爐、真空熔爐等已知的方法進行熔煉，通過連續(xù)鑄造法或者鑄錠-初軋法(日語：造塊-分塊法)制成鋼坯料(板坯)。將這種鋼坯在1100℃～1250℃的條件下加熱1小時～24小時，或者不進行加熱而是以鑄造形態(tài)直接進行熱軋后，制成熱軋板。

接下來，在成為鐵素體相與奧氏體相的二相共存區(qū)域溫度的880℃～1050℃的條件下，對熱軋板實施5秒鐘～15分鐘的熱軋板退火。

在880℃～1050℃的條件下5秒鐘～15分鐘的熱軋板退火

熱軋板退火在得到本發(fā)明的金相組織方面是至關(guān)重要的工序。熱軋板退火溫度不足880℃時，不僅不發(fā)生充分的重結(jié)晶，而且由于是鐵素體單相區(qū)域的緣故，所以也得不到由二相共存區(qū)域退火展現(xiàn)出來本發(fā)明的效果。另一方面，超過1050℃時，由于碳化物的固溶受到促進的緣故，C向奧氏體相中的富集進一步受到助長，在熱軋板退火后會有顯著硬質(zhì)的馬氏體相生成，得不到規(guī)定的表面性狀。退火時間不足5秒鐘時，即便在規(guī)定的溫度下進行了退火，也會由于奧氏體相的生成和鐵素體相的重結(jié)晶沒有充分發(fā)生的緣故而得不到規(guī)定的成形性。另一方面，退火時間超過15分鐘時，碳化物的一部分會固溶，從而C向奧氏體相中的富集受到助長，利用與上述所說明的機構(gòu)相同的機構(gòu)，得不到規(guī)定的表面性狀。因此，熱軋板退火在880℃～1050℃的條件下以5秒鐘～15分鐘的范圍進行。

特別是，在使C：0.035％以下，Si：0.25％～不足0.40％，Mn：0.35％以下而使冷軋退火板的斷裂伸長率在27％以上時，在900℃～1050℃的溫度保持5秒鐘～15分鐘，優(yōu)選在920℃～1020℃的溫度保持15秒鐘～5分鐘，進一步優(yōu)選在920℃～1000℃的溫度保持30秒鐘～3分鐘。

另外，在使Si：不足0.25％或者Mn：超過0.35％而使冷軋退火板的|Δr|在0.2以下時，在880℃～1000℃的溫度保持15秒鐘～15分鐘，優(yōu)選溫度為900℃～960℃、時間為15秒鐘～5分鐘的范圍。

接下來，在350℃～150℃的溫度范圍，以10℃/sec以下的冷卻速度進行冷卻。在此之后，根據(jù)需要進行噴砂處理、表面磨削、酸洗中任意一個以上的處理。

在350℃～150℃的溫度范圍，以10℃/sec以下的冷卻速度進行冷卻

在成為鐵素體相與奧氏體相的二相共存區(qū)域的溫度下進行熱軋板退火時，鋼中的C在奧氏體相中富集。因此，在將本發(fā)明的成分的鋼進行熱軋板退火后不對冷卻進行控制的情況下，會有超過HV500的顯著硬質(zhì)的馬氏體相生成，得不到規(guī)定的表面性狀。因此，在本發(fā)明中，在熱軋板退火后的冷卻過程中，在成為馬氏體相的生成溫度區(qū)域的350℃以下的溫度范圍，對冷卻速度進行控制。通過控制冷卻速度，使所生成的馬氏體相進行自回火，直到熱軋板退火的冷卻工序結(jié)束，從而將所生成的馬氏體相軟化到HV500以下。為了獲得這種效果，在350℃～150℃的溫度范圍以10℃/sec以下的冷卻速度進行冷卻。冷卻速度超過10℃/sec時，冷卻中的馬氏體相的自回火不充分，得不到充分的軟化效果。優(yōu)選在7℃/sec以下的范圍，進一步優(yōu)選在5℃/sec以下的范圍。

下面，對于適合于用本發(fā)明的不銹鋼冷軋鋼板用坯料制造不銹鋼冷軋鋼板的條件進行說明。

針對本發(fā)明的不銹鋼冷軋鋼板用坯料，在通過冷軋制成冷軋板 后，實施冷軋板退火，根據(jù)需要實施酸洗、表面研磨后形成制品。

出于冷軋的成形性和形狀矯正的觀點，希望冷軋以50％以上的壓下率進行。另外，在本發(fā)明中，既可以將冷軋-退火重復(fù)2次以上，也可以通過冷軋形成板厚200μm以下的不銹鋼箔。

為了得到良好的成形性，冷軋板的冷軋板退火優(yōu)選在800℃～950℃進行。特別是在使C：0.035％以下，Si：0.25％～不足0.40％，Mn：0.35％以下從而使冷軋退火板的斷裂伸長率在27％以上的情況下，優(yōu)選在850℃～900℃保持15秒鐘～3分鐘。另外，為了進一步追求光澤，也可以進行BA退火(光亮退火(bright annealing))。

此外，為了在冷軋后和加工后進一步改善表面性狀，也可以實施磨削、研磨等處理。

實施例1

以下，通過實施例詳細(xì)說明本發(fā)明。

將50kg具有表1所示的化學(xué)組成的不銹鋼置于小型真空熔爐中進行了熔煉。將這些鋼錠在1150℃的條件下加熱1h后，實施熱軋，從而形成了3.5mm厚的熱軋板。接下來，在對這些熱軋板按照表2中所述的條件實施了熱軋板退火后，對其表面進行噴丸處理，通過在溫度80℃、20質(zhì)量％硫酸的溶液中浸漬120秒鐘后，在由15質(zhì)量％硝酸和3質(zhì)量％氫氟酸構(gòu)成的溫度55℃的混合酸溶液中浸漬60秒鐘進行酸洗，進行脫氧化皮，得到了熱軋退火板。

然后，對所得到的熱軋退火板進行冷軋，使其板厚為0.7mm，接下來按照表2中所述的條件進行了冷軋板退火后，在水溫80℃、18質(zhì)量％Na₂SO₄水溶液中進行25C/dm²條件下的電解酸洗，以及在水溫50℃、10質(zhì)量％HNO₃水溶液中進行30C/dm²條件下的電解酸洗，通過上述電解酸洗進行脫氧化皮處理，得到了冷軋退火板。

針對如此得到的熱軋退火板，從寬度中央部附近截取組織觀察用試驗片，對軋制方向斷面進行鏡面研磨后，用苦味酸鹽酸溶液進行腐蝕(蝕刻)，用光學(xué)顯微鏡以400倍的倍率對板厚中央部進行了10個視野的拍攝。針對所得到的組織照片，根據(jù)金相組織學(xué)的特 征，對馬氏體相和鐵素體相進行識別、區(qū)分，用圖像解析裝置測定馬氏體相的面積率，以10個視野的平均值作為該熱軋退火板的馬氏體相的面積率。圖1中示出了識別例的照片。圖1是表2中所述的No.4的400倍倍率下拍攝的光學(xué)顯微鏡照片。在本發(fā)明中，將晶粒內(nèi)可辨認(rèn)出馬氏體相所特有的內(nèi)部結(jié)構(gòu)的結(jié)晶粒定義為馬氏體相。此外，在測定面積率時，已將析出物(碳化物、氮化物)和夾雜物排除在測定對象以外。

另外，硬度測定以如下方式進行：從所得到的熱軋退火板的寬度中央部附近截取組織觀察用試驗片，對軋制方向斷面進行鏡面研磨后，用苦味酸鹽酸溶液進行腐蝕(蝕刻)，用顯微維氏硬度計附帶的光學(xué)顯微鏡，根據(jù)金相組織學(xué)的特征對馬氏體相和鐵素體相進行識別，針對馬氏體相，在載荷1g、負(fù)荷時間5秒鐘的條件下，對各試驗片均測定了共計100個晶粒。各試驗片的硬度的最高值示于表2。

然后，對于所得到的冷軋退火板進行了以下的評價。

(1)表面品質(zhì)評價

對冷軋退火后，每1m²鋼板中所存在的長度在5mm以上的線狀瑕疵的個數(shù)進行了計量。將冷軋退火板表面上辨認(rèn)到的線狀瑕疵在每1m²鋼板上有5處以下的情況規(guī)定為合格，超過5處的情況規(guī)定為不合格。

(2)延展性的評價

從冷軋酸洗退火板上，沿著與軋制方向成直角的方向截取JIS13B號拉伸試驗片，按照J(rèn)IS Z2241進行拉伸試驗，測定斷裂伸長率，將斷裂伸長率在27％以上的情況作為特別優(yōu)異的特性而規(guī)定為合格(◎)，將斷裂伸長率在25％以上、不足27％的情況規(guī)定為合格(○)，將不足25％的情況規(guī)定為不合格(×)。

(3)平均r值和|Δr|的評價

從冷軋酸洗退火板上，沿著與軋制方向平行(L方向)、成45°(D方向)以及成直角(C方向)的方向截取JIS 13B號拉伸試驗 片，使按照J(rèn)IS Z2241進行的拉伸試驗在變形到15％時中斷，測定各個方向的r值，計算得到平均r值(＝(r_L+2r_D+r_c)/4)和r值的面內(nèi)各向異性(Δr＝(rL-2r_D+r_c)/2)的絕對值(|Δr|)。這里，rL、rD、rC分別為L方向、D方向和C方向的r值。規(guī)定平均r值在0.70以上為合格(○)，不足0.70為不合格(×)。|Δr|在0.20以下記為○，超過0.20記為Δ。|Δr|在0.20以下為特別優(yōu)異的特性。(4)耐起皺特性的評價

從所制造的冷軋退火板上，沿著與軋制方向平行的方向截取JIS5號拉伸試驗片，將試驗片的一個表面用#600砂紙進行研磨，通過單軸拉伸施以20％的預(yù)變形后，按照J(rèn)IS B 0601-2001標(biāo)準(zhǔn)，在表面測定拉伸試驗片的平行部中央的起伏，規(guī)定最大起伏(起皺高度)在2.5μm以下為合格(○)，超過2.5μm為不合格(×)。

(5)耐腐蝕性的評價

從冷軋酸洗退火板上截取60×100mm的試驗片，在將表面用#600砂紙進行研磨加工后制作了將端面部封起來的試驗片，以供JIS H 8502標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的鹽水噴霧循環(huán)試驗使用。鹽水噴霧循環(huán)試驗以鹽水噴霧(5質(zhì)量％NaCl、35℃、噴霧2h)→干燥(60℃、4h、相對濕度40％)→濕潤(50℃、2h、相對濕度≥95％)為1個循環(huán)，進行了8個循環(huán)。

對實施了8個循環(huán)的鹽水噴霧循環(huán)試驗后的試驗片表面拍攝照片，通過圖像解析測定試驗片表面的生銹面積，根據(jù)生銹面積相對于試驗片總面積的占比，計算出了生銹面積率((試驗片中的生銹面積/試驗片總面積)×100(％))。規(guī)定生銹面積率在10％以下的作為特別優(yōu)異的耐腐蝕性為合格(◎)，超過10％而在25％以下為合格(○)，超過25％為不合格(×)。

評價結(jié)果與熱軋板退火條件一并示于表2。

【表1】(見下頁)

在作為本發(fā)明的發(fā)明例的No.1～No.16、No.39～No.47、No.52～No.61中，冷軋退火后辨認(rèn)到的線狀瑕疵均在5處/m²以下，得到了良好的表面性狀。另外還確認(rèn)到了既具有斷裂伸長率在25％以上、平均r值在0.70以上的優(yōu)異成形性，同時耐起皺特性又良好的情況。而且在耐腐蝕性方面，也得到了實施了8個循環(huán)的鹽水噴霧循環(huán)試驗后的試驗片表面的生銹率均為25％以下的良好的特性。

特別是在Si不足0.25％或者Mn超過0.35％的No.1～No.16、No.39～No.47中，|Δr|在0.20以下，成形性進一步提高。

另外，在C為0.035％以下、Si在0.25％～不足0.40％且Mn在0.35％以下的No.52～No.61中，斷裂伸長率在27％以上，延展性進一步提高。

而且，在含有0.4％的Cu的鋼G的No.10、含有0.3％的Cu的鋼AL的No.54、含有0.5％的Ni的鋼H的No.11、同樣含有0.5％的Ni的鋼AF的No.43、含有0.4％的Mo的鋼I的No.12、含有0.3％的Mo的鋼AS的No.61中，鹽水噴霧循環(huán)試驗后的生銹面積率在10％以下，耐腐蝕性進一步提高。

對這些熱軋板組織進行了確認(rèn)，在熱軋板退火后的金相組織中得到了面積率為14％～40％的馬氏體相，從硬度測定的結(jié)果中確認(rèn)到，馬氏體相是硬度最高也不過是HV424的軟質(zhì)，均滿足本發(fā)明的不銹鋼冷軋用坯料的條件。

然而，在Cr含量低于本發(fā)明的范圍的No.17中，雖然得到了規(guī)定的表面性狀、延展性、平均r值和耐起皺特性，但是由于Cr含量不足的緣故而沒能得到規(guī)定的耐腐蝕性。

在Cr含量高于本發(fā)明的范圍的No.18中，雖然得到了足夠的耐腐蝕性，但是由于含有過量的Cr的緣故而在熱軋板退火時沒有奧氏體相生成，故沒有馬氏體相生成，沒能得到規(guī)定的平均r值和耐起皺特性。

在C含量高于本發(fā)明的范圍的No.19中，雖然在熱軋板退火后在350℃～150℃的溫度范圍以規(guī)定的冷卻速度進行了冷卻，但是馬 氏體相沒有充分軟化，結(jié)果，在熱軋板退火后有超過HV500的硬質(zhì)馬氏體殘留，沒能得到規(guī)定的表面性狀。另外，由于固溶C量增加的緣故，鋼板強度顯著上升，也沒能得到規(guī)定的延展性。

在C量低于本發(fā)明的范圍的No.20中，由于緣于C的奧氏體相的穩(wěn)定化不充分，所以在熱軋板退火中沒有足夠量的奧氏體相生成，在熱軋板退火后沒能得到規(guī)定量的馬氏體相，故沒能得到規(guī)定的平均r值和耐起皺特性。

在No.63和No.66中，由于在熱軋板退火中發(fā)生了碳化物的固溶從而C向奧氏體相中的富集量過度增加的緣故，與No.19一樣，在熱軋板退火后有超過HV500的顯著硬質(zhì)的馬氏體殘留，沒能得到規(guī)定的表面性狀。特別是在No.63中，在冷軋時發(fā)生了邊裂。

在No.22和No.64中，熱軋板退火溫度是鐵素體單相溫度區(qū)域，發(fā)生了不充分的重結(jié)晶，結(jié)果，沒能得到規(guī)定的延展性。而且，在熱軋板退火后沒有馬氏體相生成，也沒能得到規(guī)定的平均r值和耐起皺特性。

在No.62和No.65中，由于熱軋板退火時間過短的緣故，重結(jié)晶沒有充分發(fā)生，沒能得到規(guī)定的延展性，同時，由于在退火中也沒有奧氏體相生成的緣故，在熱軋板退火后沒有馬氏體相生成，沒能得到規(guī)定的平均r值和耐起皺特性。

在No.25和No.67中，所生成的馬氏體相的自回火不充分，結(jié)果，在熱軋板退火后有超過HV500的硬質(zhì)馬氏體相殘留，雖然得到了規(guī)定的延展性、平均r值、耐起皺特性和耐腐蝕性，但是沒能得到規(guī)定的表面性狀。

從以上情況確認(rèn)到，只要使用本發(fā)明的不銹鋼冷軋用坯料，就能容易地得到具有規(guī)定的表面性狀、成形性和耐起皺性的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板。

實施例2

針對表1中所述的鋼A和C，將鋼錠以1150℃加熱1h后，實施熱軋而形成了3.5mm厚的熱軋板。接著，在對這些熱軋板按照表3 中所述的條件實施了熱軋板退火后，利用噴丸處理和酸洗對表面進行脫氧化膜，得到了熱軋退火板。在熱軋退火后的冷卻過程的350℃～150℃的溫度范圍內(nèi)，以2℃～5℃/sec的冷卻速度進行了冷卻。對所得到的熱軋退火板，在按照表3中所述的條件進行了冷軋和冷軋板退火后，利用酸洗進行脫氧化皮處理，得到了冷軋退火板。

針對所得到的熱軋退火板，從寬度中央部附近截取組織觀察用試驗片，對軋制方向斷面進行鏡面研磨后，用苦味酸鹽酸溶液進行腐蝕(蝕刻)，用光學(xué)顯微鏡以400倍的倍率對板厚中央部進行了10個視野的拍攝。針對所得到的組織照片，根據(jù)金相組織學(xué)的特征，對馬氏體相和鐵素體相進行識別、區(qū)分，用圖像解析裝置測定馬氏體相的面積率，以10個視野的平均值作為了該熱軋退火板的馬氏體相的面積率。此外，在測定面積率時，已將析出物(碳化物、氮化物)和夾雜物排除在測定對象以外。

另外，硬度測定方法如下：從所得到的熱軋退火板的寬度中央部附近，截取組織觀察用試驗片，對軋制方向斷面進行鏡面研磨后，用苦味酸鹽酸溶液進行腐蝕(蝕刻)，用顯微維氏硬度計附帶的光學(xué)顯微鏡，根據(jù)金相組織學(xué)的特征，對馬氏體相和鐵素體相進行識別，針對馬氏體相，在載荷1g、負(fù)荷時間5秒鐘的條件下，測定了共計100個晶粒。各試驗片的硬度的最高值示于表3。

然后，針對所得到的冷軋退火板，用與實施例1一樣的方法，對延展性、平均r值、|Δr|、耐起皺特性和耐腐蝕性進行了評價。

【表3】(見下頁)

如表3所示，在No.26～No.33、No.48～No.50的本發(fā)明的發(fā)明例中，熱軋退火板均得到了面積率在19％～37％的馬氏體相，其馬氏體相的硬度也是最高在HV404～HV425的軟質(zhì)，滿足本發(fā)明的冷軋用坯料的條件。用這種冷軋用坯料以各種冷軋率進行了冷軋后實施了最后的退火，結(jié)果在任意一個冷軋率下均得到了0.10以下的|Δr|，面內(nèi)各向異性小。而且，即便使冷軋率在49％～89％中變化，|Δr|也是在0.02的變動幅度內(nèi)的基本固定的值，幾乎與冷軋率沒有關(guān)聯(lián)。

從以上情況確認(rèn)到了，只要使用本發(fā)明中的，Si不足0.25％或者Mn超過0.35％的冷軋用坯料，就能得到各個拉伸方向的r值、平均r值和|Δr|幾乎與冷軋率沒有關(guān)聯(lián)的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板。

工業(yè)上的實用性

根據(jù)本發(fā)明得到的不銹鋼冷軋鋼板用坯料，適合于用作應(yīng)用于以深沖為主體的沖壓成型品或要求高的表面美觀性的用途，例如適于廚房器具、餐具的鐵素體系不銹鋼的坯料。